EP1319091B1 - Verfahren zum herstellen eines überwiegend aus mn-austenit bestehenden stahlbands oder -blechs - Google Patents

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EP1319091B1
EP1319091B1 EP01978372A EP01978372A EP1319091B1 EP 1319091 B1 EP1319091 B1 EP 1319091B1 EP 01978372 A EP01978372 A EP 01978372A EP 01978372 A EP01978372 A EP 01978372A EP 1319091 B1 EP1319091 B1 EP 1319091B1
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EP
European Patent Office
Prior art keywords
max
steel
strip
casting
thin strip
Prior art date
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Expired - Lifetime
Application number
EP01978372A
Other languages
English (en)
French (fr)
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EP1319091A1 (de
Inventor
Gabriele BRÜCKNER
Wolfgang Schlump
Hans-Joachim Krautschick
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Outokumpu Nirosta GmbH
Original Assignee
ThyssenKrupp Nirosta GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Nirosta GmbH filed Critical ThyssenKrupp Nirosta GmbH
Publication of EP1319091A1 publication Critical patent/EP1319091A1/de
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Expired - Lifetime legal-status Critical Current

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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0622—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by two casting wheels
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving particular fabrication steps or treatments of ingots or slabs
    • C21D8/0215—Rapid solidification; Thin strip casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a steel strip or sheet consisting predominantly of Mn austenite.
  • Steels that are suitable for the production of such products are assigned to the AISI 200 and have there designation S20100 to S24000.
  • Steel materials of this type are characterized by a high strength, which is maintained after welding in the weld area.
  • interstitial and substitutional solid solution hardening are carbon and nitrogen.
  • carbon and nitrogen are preferably used for interstitial solid solution hardening in steels of the type in question.
  • the production of steels with an increased nitrogen content is complicated in relation to the alloy constituents or the equipment required for the production.
  • a further increase in the strength of steels of the above-mentioned, conventionally castable steels can be achieved by alloying aluminum and / or silicon. These two elements promote solid-solution hardening, leading to a further increase in strength.
  • the addition of aluminum and silicon can influence the stacking fault energy, which in turn has an influence on the deformation processes.
  • the addition of aluminum results in an increase in stacking fault energy and favors twinning formation.
  • Silicon lowers the stacking fault energy but favors deformation about martensite formation.
  • the combined addition of silicon and aluminum can thus be used to influence the solidification of the material during deformation. The formation of martensite leads to a high degree of solidification, while twinning reduces the solidification.
  • US Pat. No. 4,946,644 discloses a possibility of likewise producing a conventional slab-based production of a high-manganese-containing steel which at the same time has high nitrogen concentrations.
  • the known steel contains 13 - 17% Cr, 8 - 12% Mn, 0.05 - 0.2% C, 0.15 - 0.23% N, ⁇ 1.5% Ni, ⁇ 1% Si, ⁇ 1 % Cu, balance Fe and unavoidable impurities.
  • the problem of potting such a composite steel has not been dealt with. Instead, it has only been found in US 4,946,644 that a steel containing 14% Cr, 10% Mn and 0.11% C at a nitrogen content of 0.23% showed undesirable porosities. Therefore, in this prior art, the nitrogen content has been limited to 0.16-0.22%.
  • the object of the invention is to provide a method for producing a predominantly Mn austenite steel, which can be produced inexpensively and at the same time has an increased strength compared to the prior art,
  • This object is achieved by a method for producing a steel strip (W) or sheet consisting predominantly of Mn austenite, in which a steel is melted containing (in% by weight) the following alloying constituents: 15.00 - 24.00% Cr, 5.00 - 12.00% Mn, 0.10 - 0.60% N, 0.01 - 0.2% C, Max. 0.07% P, Max. 0.05% S, Max. 0.5% Nb, Max. 0.5% V, Max. 3.0% Ni, Max. 5.0% Mo, Max.
  • the thickness of the thin strip is between 1 and 5 mm.
  • the specification of the steel composition used according to the invention also includes in principle those alloys in which the content of those alloying elements is equal to zero, to which only a maximum permissible upper limit of the content is specified.
  • the chromium content of the steel may be 17.00-21.00% by weight Cr, the manganese content may be 8.00-12.00% by weight Mn and / or the nitrogen content limited to 0.40-0.60 wt% N be.
  • levels of Ni, Mo and / or Cu can be present in the steel.
  • the contents of the alloying elements contained in the steel composition used according to the invention are each optimized with regard to the effect of these elements.
  • Cr, Mn, Mo, V, Nb and Al increase the nitrogen solubility in the melt, while Ni, Cu as the austenite former and Si lower the nitrogen solubility.
  • Si simultaneously acts as a mixed-crystal hardener.
  • Al increases the stacking fault energy.
  • Mo also acts as a mixed crystal hardener and improves the corrosion behavior.
  • V also has a grain-refining effect and increases strength.
  • the addition of Nb leads to an increase in strength through precipitation hardening.
  • the invention makes use of the generally known technique of a strip casting plant by casting the steel in the casting gap formed between the rolls or rolls of, for example, a double-roller casting apparatus, thereby cooling it to such an extent that it causes a displacement of primary ferritic to toward primary austenitic solidification comes.
  • This makes it possible to transfer the nitrogen dissolved in the melt into the steel, because the austenite has a high solubility for nitrogen.
  • the possibility of such intensive cooling is only opened by the casting of a thin strip in a casting gap, whose walls, which are formed by the casting rolls or rollers, move at substantially the same speed as the cast strip, so that a constant, intensive heat exchange between the walls (casting rolls / roller) and the cast steel in the casting gap is ensured.
  • the intensive, with high cooling rate cooling ensures that possibly formed in the solidifying melt nitrogen gas bubbles remain small and the pressure directed against them is large. This prevents outgassing of the nitrogen in the course of solidification.
  • such leakage of nitrogen is suppressed by the high ferrostatic pressure that occurs due to the high height of the melt pool in the casting gap. In this way, it is ensured that the pressure P N in the possibly formed nitrogen gas bubbles is always smaller than the sum of the ambient pressure P A , the ferrostatic pressure P F and twice the surface tension ⁇ of the gas bubbles relative to the bubble radius r (ie P N ⁇ P A + P F + 2 ⁇ / r).
  • the rapid solidification of the cast strip during strip casting thus opens up great freedom, particularly in connection with steels of the type used according to the invention, with regard to the choice of the steel composition.
  • the rapid solidification of larger amounts of nitrogen can be solved. Alloying elements that improve the material properties can therefore be added in larger quantities, regardless of their possibly negative influence on the nitrogen solubility, than in conventional production methods. If, for example, the steel contains higher amounts of Si, then this is the case in conventional production due to the slow solidification and the associated increased Ferritoul existing danger of outgassing of nitrogen prevented according to the inventive approach.
  • the rapid cooling provided according to the invention avoids the formation of AlN, which sets in with slower cooling.
  • the invention makes it possible, by suitable choice of the Al and Si contents, to adjust the deformation mechanism of the respectively used alloy in a targeted manner in such a way that an end product with optimized properties is obtained.
  • the cost advantage achieved by the invention in the processing of steels of the type used according to the invention that are difficult to form is considerable. This applies both to those up to 7.5 wt .-% Mn-containing steels that can be cast in conventional continuous casting, as well as for such more than 7.5 wt .-% Mn-containing steels that are conventionally cast only in the block casting and can then be rolled in several rolling passes with any necessary reheating to the desired final thickness.
  • Hot strip made of extrudable alloy can currently only be produced on a conventional hot strip mill with a minimum thickness of 3.5 mm.
  • the production of cold strip in the typical target thickness of 0.8 - 1.2 mm can only be achieved by intermediate annealing.
  • an intermediate annealing is no longer necessary due to the smaller thickness of the hot strip obtained.
  • the procedure according to the invention makes it possible to produce steel strips and sheets which have particularly high nitrogen contents of 0.4 to 0.6% by weight and which are simultaneously alloyed with up to 3% aluminum and / or silicon, without the need for steel production must be carried out under pressure or particularly high levels of manganese are required.
  • the steel products produced in this way have a fine-grained, isotropic microstructure with a low macrosegregation or a small number of coarse inclusions. Due to its Al and / or Si content, they also have an increased strength and ductility compared with the prior art.
  • the solidification and thus the energy absorption during deformation can be set in a targeted manner by the choice of alloy.
  • the casting of the thin strip takes place under a protective gas atmosphere.
  • inert gas By casting under inert gas can be easily produce a thin strip with a modified surface, the degree of oxidation can be influenced in a targeted manner. Thus, a scale formation can be avoided.
  • the strip thus obtained can then be hot rolled in-line without the risk of sticking of the rolls in a roll stand. It is particularly advantageous in this context if the thin strip is heated to a rolling start temperature before hot rolling. Due to this temperature increase, higher degrees of deformation can be achieved during hot rolling.
  • the hot strip By subjecting the hot strip to a heat treatment after hot rolling, its microstructure can be optimized in a targeted manner.
  • the heat treatment may include annealing and subsequent controlled cooling.
  • steel sheets produced in accordance with the invention are particularly suitable for the production of body panel parts, in particular in general vehicle construction and stiffening structural components used especially in automobile construction, of chassis parts, of vehicle wheels and of fuel tanks.
  • the particularly good strength properties of steel sheets produced by the process according to the invention have an advantageous effect.
  • the good corrosion resistance of steel sheets and strips according to the invention proves to be advantageous in those uses where they come in contact with aggressive media such as fuels.
  • the single FIGURE schematically shows a strip casting plant 1.
  • a steel is processed, which in addition to the usual unavoidable impurities (in wt .-%) 0.08% C, 0.5% Si, 10% Mn, 19% Cr, 0.5% N , 0.3% Al and the balance iron.
  • the strip casting plant 1 comprises a two-roller casting apparatus, referred to as a "double roller", of which the rolls 2, 3, which are rotating in opposite directions about an axis of rotation, are shown in the figure. Between the rollers 2, 3 a casting gap 4 is formed, which is continuously filled with melt, so that above the casting gap 4 a melt pool S is formed.
  • the rollers 2,3 are intensively cooled during the casting process, so that the entering into the casting gap 4 melt with cooling rates of more than 200 K / s primary austenitic solidifies and the casting gap 4 as a thin strip D with a thickness of 1 to 5 mm leaves.
  • the thin strip D thus produced then passes through an oven 5 in which it is heated to a rolling start temperature.
  • Both the two-roll casting device with the rollers 2, 3 as well as the furnace 5 are accommodated in an enclosure 6, in which a protective gas atmosphere is contained.
  • a protective gas atmosphere is contained.
  • the thin strip D heated to initial rolling temperature enters a rolling mill 7 in which it is hot-rolled to a final size. Due to the high rolling start temperature, large degrees of deformation are possible.
  • the hot strip W rolled from the thin strip D which essentially reaches the rolling mill without any scale, has a particularly high-quality surface after hot rolling.
  • the hot strip W is annealed in a continuous annealing furnace 8 and then controlled cooled under a cooling device 9 in order to improve its structure targeted.
  • the thus heat-treated hot strip W is finally wound into a reel 10.
  • Steel strip produced in the above-described manner has particularly high strength with respect to conventionally assembled and produced steel strips due to its high nitrogen content achieved by the rapid cooling between the rollers 2, 3 of the two-roll casting apparatus and at the same time good formability and energy absorption capacity.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines überwiegend aus Mn-Austenit bestehenden Stahlbands oder -blechs. Stähle, die zur Herstellung derartiger Produkte geeignet sind, werden der AISI 200 zugeordnet und tragen dort die Bezeichnung S20100 bis S24000. Stahlwerkstoffe dieser Art zeichnen sich durch eine hohe Festigkeit aus, die nach einem Verschweißen auch im Bereich der Schweißnaht erhalten bleibt.
  • Diese guten Festigkeitseigenschaften werden durch interstitelle und substitutionelle Mischkristallhärtung erreicht. Besonders wirksam sind diesbezüglich Kohlenstoff und Stickstoff. Höhere Kohlenstoff-Gehalte werden allerdings wegen der unerwünschten Karbidbildung vermieden. Daher wird bevorzugt Stickstoff zur interstitiellen Mischkristallhärtung in Stählen der in Rede stehenden Art eingesetzt. Die Erzeugung von Stählen mit erhöhtem Stickstoff-Gehalt ist allerdings in Bezug auf die Legierungsbestandteile oder die zur Erzeugung benötigten Apparaturen aufwendig.
  • Bei einem bekannten Verfahren zur Erzeugung von Stählen mit höheren Stickstoff-Gehalten wird die Schmelze unter Druckbeaufschlagung erschmolzen. Der auf der Schmelze lastende Druck liegt dabei so weit über dem Partialdruck des Stickstoffs, daß der Stickstoff in dem jeweiligen Stahl in Lösung geht. Der Vorteil dieser Vorgehensweise besteht darin, daß Stähle mit höheren Stickstoffgehalten ohne die Zugabe von besonderen Mengen anderer Legierungselemente hergestellt werden können. Nachteilig ist jedoch der dazu erforderliche hohe apparative Aufwand.
  • Ein alternatives Vorgehen zum Inlösungbringen des Stickstoffs durch eine Druckbeaufschlagung beim Erschmelzen besteht darin, die Löslichkeit der Schmelze selbst zu erhöhen. Dies kann durch hohe Gehalte an Chrom und Mangan erreicht werden. Eine von M. du Toit erstellte Beschreibung der Eigenschaften von entsprechend zusammengesetzten Stählen findet sich derzeit im Internet unter der Adresse "www.tecnet.co.za/mags/steel/feature1.htm". Die bekannten Stähle lassen sich ohne eine Druckbeaufschlagung erschmelzen und konventionell vergießen, nicht jedoch im Strangguß. Der Verguß der bekannten Stähle bringt daher hohe Kosten mit sich.
  • Eine weitere Erhöhung der Festigkeit von Stählen der voranstehend erläuterten, konventionell vergießbaren Stähle kann durch Zulegieren von Aluminium und / oder Silizium erreicht werden. Diese beiden Elemente unterstützen die Mischkristallhärtung und führen so zu einer weiteren Steigerung der Festigkeit. Außerdem läßt sich durch die Zugabe von Aluminium und Silizium die Stapelfehlerenergie beeinflußen, welche wiederum Einfluß auf die Verformungsvorgänge hat. So führt die Zugabe von Aluminium zu einer Erhöhung der Stapelfehlerenergie und begünstigt die Verformung durch Zwillingsbildung. Silizium dagegen senkt demgegenüber die Stapelfehlerenergie, begünstigt jedoch die Verformung über Martensitbildung. Durch die kombinierte Zugabe von Silizium und Aluminium kann somit gezielt Einfluß auf die Verfestigung des Werkstoffs bei Verformung genommen werden. Die Bildung von Martensit führt zu einer hohen Verfestigung, während durch Zwillingsbildung die Verfestigung herabgesetzt wird.
  • Den Vorzügen der Zugabe von Gehalten an Aluminium und Silizium zu Stählen der in Rede stehenden Art steht der Nachteil gegenüber, daß sie Ferritbildner sind und die primäre ferritische Erstarrung begünstigen. Der entstehende Ferrit hat nur eine geringe Löslichkeit für Stickstoff. Letzterer wird infolgedessen bei der Erstarrung in Form von Gasblasen ausgeschieden. Um dennoch einen austenitischen Stahl von hoher Festigkeit unter Beibehaltung des erhöhten Stickstoff-Gehaltes zu erreichen, müßte daher der Austenit stabilisiert werden. Die dazu erforderlichen weiter erhöhten Gehalte an Mangan führen jedoch neben einer Erhöhung der Rohstoffkosten zu erheblichen Problemen bei der Erzeugung derart hoch manganhaltiger Stähle im Stahlwerk.
  • Aus der JP 07-090471 A ist ein Stahl und ein Verfahren zu seiner Herstellung bekannt, der hohe Stickstoff- und Mangan-Gehalte aufweist und über konventionellen Brammenguß erzeugt wird. Der bekannte Stahl enthält kein Aluminium und besitzt Si-Gehalte von weniger als 1 %. Mittels einer komplexen Formel wird die Zusammensetzung des bekannten Stahls und damit einhergehend der δ-Fe-Gehalt der Stahlschmelze unter Berücksichtigung der Stickstoffkonzentration und eines die N-Löslichkeit repräsentierenden Stickstoffäquivalents so eingestellt, daß die Entstehung von Gasblasen im Zuge des konventionell erfolgenden Abgießens der Schmelze zu Brammen verhindert wird. Jedes der Legierungselemente, die in dem bekannten Stahl enthalten sein können, haben dabei einen unmittelbaren Einfluss auf den betrachteten δ-Fe-Anteil und das Stickstoffäquivalent. Daher sind die Möglichkeiten der Variation der Legierung des bekannten Stahls stark beschränkt. Darüber hinaus sind die bei der Einstellung der bekannten Legierung zu beachtenden Zusammenhänge so komplex, dass sie für einen Einsatz in der Praxis ungeeignet sind.
  • Des Weiteren ist aus der US 4,946,644 ist eine Möglichkeit einer ebenfalls auf konventionellem Brammenguß basierenden Herstellung eines hochmanganhaltigen und gleichzeitig hohe Stickstoffkonzentrationen aufweisenden Stahls bekannt. Der bekannte Stahl enthält 13 - 17 % Cr, 8 - 12 % Mn, 0,05 - 0,2 % C, 0,15 - 0,23 % N, ≤ 1,5 % Ni, ≤ 1 % Si, ≤ 1 % Cu, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Problem des Vergießens eines derart zusammengesetzten Stahls ist dabei jedoch nicht behandelt worden. Stattdessen ist in der US 4,946,644 lediglich festgestellt worden, dass ein Stahl, der 14 % Cr, 10 % Mn und 0,11 %C bei einem Stickstoffgehalt von 0,23 % unerwünschte Porositäten zeigte. Daher ist bei diesem Stand der Technik der Stickstoffgehalt auf 0,16 - 0,22 % begrenzt worden.
  • In dem Artikel "Couleé continue de bandes d'acier" von J. P. Birat, TECHNIQUES DE L'INGÉNIEER, MATERIAUX METALLIQUES, Bd. M, Nr. 7816, März 2000 (2000-03), sind die technischen Abläufe beim Bandgießen in einer ZweiRollen-Gießanlage im einzelnen erläutert worden, ohne dass dabei auf die Besonderheiten der Erzeugung mangan- und stickstoffhaltiger Stähle eingegangen worden ist. In vergleichbarer Weise ist auch im Artikel "Continuous Strip and Thin Slab Casting of Steel- An Overview" von M. Cyger et al., LECO Continuous Casting Symp. VII, Florida, 28-29/4/86, S. 1-39, lediglich erläutert worden, dass sich beim Gießen von Bändern mit Dicken von 0,65 - 1,70 mm hohe Abkühlraten erzielen lassen, die zwischen 104 °C/s bis 102 °C/s liegen. Allerdings beschränkt sich auch dieser Artikel auf die Darstellung der technischen Möglichkeiten des Bandgießens und nimmt keinen Bezug auf bestimmte Stahlsorten.
  • Die Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein Verfahren zum Herstellen eines überwiegend aus Mn-Austenit bestehenden Stahls zu schaffen, der sich kostengerecht herstellen läßt und gleichzeitig eine gegenüber dem Stand der Technik erhöhte Festigkeit besitzt,
  • Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren zum Herstellen eines überwiegend aus Mn-Austenit bestehenden Stahlbands (W) oder -blechs gelöst,
    - bei dem ein Stahl erschmolzen wird, welcher (in Gew.-%) die folgenden Legierungsbestandteile enthält:
    15,00 - 24,00 % Cr,
    5,00 - 12,00 % Mn,
    0,10 - 0,60 % N,
    0,01 - 0,2 % C,
    max. 0,07 % P,
    max. 0,05 % S,
    max. 0,5 % Nb,
    max. 0,5 % V,
    max. 3,0 % Ni,
    max. 5,0 % Mo,
    max. 2,0 % Cu
    sowie
    0,30 - 3,0 % Al und / oder 0,50 - 3,00 % Si, wobei die Summe der Gehalte an Al und Si 3,00 % nicht überschreitet,
    und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
    und
    - bei dem der Stahl in einem zwischen zwei rotierenden Walzen oder Rollen gebildeten Gießspalt zu einem Dünnband mit einer Dicke von max. 10 mm gegossen wird, wobei die Walzen oder Rollen derart stark gekühlt werden, daß das Dünnband im Gießspalt mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 200 K/s abkühlt.
  • Vorzugsweise liegt die Dicke des Dünnbands zwischen 1 und 5 mm. Selbstverständlich schließt die Angabe der erfindungsgemäß verwendeten Stahlzusammensetzung grundsätzlich auch solche Legierungen ein, bei denen der Gehalt derjenigen Legierungselemente gleich null ist, zu denen nur eine maximal zulässige Obergrenze des Gehalts angegeben ist.
  • Gemäß weiterer Ausgestaltungen der Erfindung kann der Chrom-Gehalt des Stahls auf 17,00 - 21,00 Gew.-% Cr, der Mangan-Gehalt auf 8,00 - 12,00 Gew.-% Mn und / oder der Stickstoff-Gehalt auf 0,40 - 0,60 Gew.-% N beschränkt sein. Zusätzlich können Gehalte an Ni, Mo und / oder Cu in dem Stahl vorhanden sein.
  • Die Gehalte der in der erfindungsgemäß verwendeten Stahlzusammensetzung enthaltenen Legierungselemente sind jeweils hinsichtlich der Wirkung dieser Elemente optimiert. So erhöhen Cr, Mn, Mo, V, Nb und Al die Stickstofflöslichkeit in der Schmelze, während Ni, Cu als Austenitbildner und Si die Stickstofflöslichkeit herabsetzen. Wie erwähnt, wirkt Si jedoch gleichzeitig als Mischkristallhärter. Darüber hinaus wird es zur Kornfeinung eingesetzt und senkt die Stapelfehlerenergie. Al dagegen erhöht die Stapelfehlerenergie. Mo wirkt ebenfalls als Mischkristallhärter und verbessert das Korrosionsverhalten. V wirkt zusätzlich kornfeinend und erhöht die Festigkeit. Die Zugabe von Nb führt zu einer Steigerung der Festigkeit durch Ausscheidungshärtung.
  • Die Erfindung macht sich die grundsätzlich bekannte Technik einer Bandgießanlage zunutze, indem sie den Stahl in dem zwischen den Walzen oder Rollen beispielsweise einer Zweirollen-Gießapparatur ("Double roller") gebildeten Gießspalt vergießt und ihn dabei so stark abkühlt, daß es zu einer Verschiebung von primär ferritischen zu in Richtung zu primär austenitschen Erstarrung kommt. Dies ermöglicht es, den in der Schmelze gelösten Stickstoff in den Stahl zu überführen, denn der Austenit besitzt eine hohe Löslichkeit für Stickstoff. Die Möglichkeit einer derart intensiven Kühlung ist erst durch das Gießen eines Dünnbandes in einem Gießspalt eröffnet, dessen Wände, welche durch die Gießrollen oder -walzen gebildet sind, sich im wesentlichen mit derselben Geschwindigkeit bewegen wie das gegossene Band, so daß ein ständiger, intensiver Wärmeaustausch zwischen den Wänden (Gießrollen / -walze) und dem vergossenen Stahl im Gießspalt gewährleistet ist.
  • Durch die intensive, mit hoher Kühlgeschwindigkeit erfolgende Abkühlung ist sichergestellt, daß in der erstarrenden Schmelze möglicherweise entstehende Stickstoff-Gasblasen klein bleiben und der gegen sie gerichtete Druck groß ist. Dies verhindert ein Ausgasen des Stickstoffs im Zuge der Erstarrung. Zusätzlich wird ein solches Austreten von Stickstoff durch den hohen ferrostatischen Druck unterdrückt, der aufgrund der großen Höhe des Schmelzpools im Gießspalt eintritt. Auf diese Weise ist sichergestellt, daß der Druck PN in den gegebenenfalls entstehenden Stickstoff-Gasblasen stets kleiner ist als die Summe aus dem Umgebungsdruck PA, dem ferrostatischen Druck PF und dem Doppelten der Oberflächenspannung σ der Gasblasen bezogen auf den Blasenradius r (d.h. PN < PA+PF+2σ/r).
  • Die rasche Erstarrung des gegossenen Bandes beim Bandgießen eröffnet somit insbesondere in Verbindung mit Stählen der erfindungsgemäß verwendeten Art große Freiheiten hinsichtlich der Wahl der Stahlzusammensetzung. Wie erläutert, können durch die rasche Erstarrung größere Mengen an Stickstoff gelöst werden. Legierungselemente, welche die Werkstoffeigenschaften verbessern, können daher ohne Rücksicht auf ihren ggf. negativen Einfluß auf die Stickstofflöslichkeit in größeren Mengen als bei konventioneller Fertigungsweise hinzugegeben werden. Enthält beispielsweise der Stahl höhere Mengen an Si, so wird die bei konventioneller Fertigung aufgrund der langsamen Erstarrung und der damit einhergehenden verstärkten Ferritbildung bestehende Gefahr des Ausgasens von Stickstoff bei erfindungsgemäßer Vorgehensweise unterbunden. Auch im Fall erhöhter Al-Gehalte wird durch die erfindungsgemäß vorgesehene rasche Abkühlung die Bildung von AlN vermieden, welches sich bei langsamerer Abkühlung einstellt. Somit erlaubt es die Erfindung, ohne Rücksicht auf schädliche, durch die langsame Abkühlung bedingte Einflüsse durch geeignete Wahl der Al- und Si-Gehalte den Verformungsmechanismus der jeweils verwendeten Legierung gezielt so einzustellen, daß ein Endprodukt mit optimierten Eigenschaften erhalten wird.
  • Der durch die Erfindung erreichte Kostenvorteil bei der Verarbeitung von an sich schwer umformbaren Stählen der erfindungsgemäß verwendeten Art ist beträchtlich. Dies gilt sowohl für diejenigen bis zu 7,5 Gew.-% Mn enthaltenden Stähle, die sich im konventionellen Strangguß vergießen lassen, als auch für solche mehr als 7,5 Gew.-% Mn enthaltenden Stähle, die konventionell nur im Blockguß vergossen und anschließend in mehreren Walzstichen mit gegebenenfalls erforderlichen Wiedererwärmungen auf die gewünschte Enddicke gewalzt werden können.
  • Warmband aus stranggußfähiger Legierung kann derzeit auf einer konventionellen Warmbreitbandstraße nur mit Dicken von minimal 3,5 mm gefertigt werden. Die Erzeugung von Kaltband in den typischen Zieldicken von 0,8 - 1,2 mm ist nur durch Zwischenglühung darstellbar. Bei der erfindungsgemäßen Vorgehensweise über den Bandguß ist demgegenüber aufgrund der geringeren Dicke des erhaltenen Warmbandes eine Zwischenglühung nicht mehr notwendig. Da durch das erfindungsgemäß vorgesehene Bandgießen ein Dünnband erzeugt werden kann, dessen Enddicken zwischen 1 und 3 mm liegt, ist es in vielen Fällen zudem möglich, die Enddicke des erzeugten Bandes so einzustellen, daß ein Kaltwalzen ganz entfallen kann. Auf diese Weise können die durch die geringe Umformbarkeit von Mn-Austeniten hervorgerufenen Probleme bei der konventionellen Fertigungsweise vermieden werden.
  • Die erfindungsgemäße Vorgehensweise ermöglicht es, Stahlbänder und -bleche zu erzeugen, die besonders hohe Stickstoffgehalte von 0,4 bis 0,6 Gew.-% besitzen und denen gleichzeitig bis zu 3 % Aluminium und / oder Silizium zulegiert sind, ohne daß dazu die Stahlerzeugung unter Überdruck erfolgen muß oder besonders hohe Gehalte an Mangan erforderlich sind. Die derart erzeugten Stahlprodukte besitzen bei einer geringen Macroseigerung oder geringer Anzahl grober Einschlüsse ein feinkörniges, isotropes Gefüge. Aufgrund seines Al- und / oder Si-Gehaltes weisen sie zudem eine gegenüber dem Stand der Technik erhöhte Festigkeit und Duktilität auf. Bei einem erfindungsgemäß erzeugten Stahlbland oder -blech kann zudem durch die Legierungswahl die Verfestigung und damit die Energieabsorbtion bei Verformung gezielt eingestellt werden.
  • Vorzugsweise erfolgt das Gießen des Dünnbandes unter einer Schutzgasatmosphäre. Durch das Gießen unter Schutzgas läßt sich auf einfache Weise ein Dünnband mit modifizierter Oberfläche erzeugen, deren Oxidationsgrad gezielt beeinflußt werden kann. So kann eine Zunderbildung vermieden werden.
  • Das derart beschaffene Band kann anschließend ohne die Gefahr eines Verklebens der Walzen in einem Walzgerüst "inline" warmgewalzt werden. Besonders vorteilhaft ist es in diesem Zusammenhang, wenn das Dünnband vor dem Warmwalzen auf eine Walzanfangstemperatur erwärmt wird. Durch diese Temperaturerhöhung lassen sich beim Warmwalzen höhere Umformgrade erzielen.
  • Indem das Warmband nach dem Warmwalzen einer Wärmebehandlung unterzogen wird, kann sein Gefüge gezielt optimiert werden. Dabei kann die Wärmebehandlung eine Glühung und eine anschließende gesteuerte Abkühlung umfassen.
  • Erfindungsgemäß erzeugte Stahlbleche eignen sich aufgrund ihres Eigenschaftsspektrums in besonderer Weise für die Herstellung von Karosserieblechteilen, von insbesondere im allgemeinen Fahrzeugbau und speziell im Automobilbau eingesetzten versteifenden Strukturkomponenten, von Fahrwerksteilen, von Fahrzeugrädern sowie von Kraftstofftanks. Bei all diesen Verwendungen wirken sich die besonders guten Festigkeitseigenschaften von nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erzeugten Stahlblechen vorteilhaft auf. Darüber hinaus erweist sich die gute Korrosionsbeständigkeit erfindungsgemäßer Stahlbleche und -bänder bei solchen Verwendungen als vorteilhaft, bei denen sie mit aggressiven Medien, wie beispielsweise Kraftstoffen, in Berührung kommen.
  • Nachfolgend wird die Erfindung anhand einer ein Ausführungsbeispiel darstellenden Zeichnung näher erläutert.
  • Die einzige Figur zeigt schematisch eine Bandgießanlage 1. In dieser Anlage wird beispielsweise ein Stahl verarbeitet, der neben den üblichen unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0.08 % C, 0.5 % Si, 10 % Mn, 19 % Cr, 0.5 % N, 0.3 % Al und als Rest Eisen enthält.
  • Die Bandgießanlage 1 umfaßt eine als "double roller" bezeichnete Zweiwalzen-Gießapparatur, von der in der Figur die um jeweils eine Drehachse gegenläufig rotierenden Walzen 2,3 dargestellt sind. Zwischen den Walzen 2,3 ist ein Gießspalt 4 gebildet, der laufend mit Schmelze befüllt wird, so daß sich oberhalb des Gießspalts 4 ein Schmelzenpool S bildet.
  • Über nicht dargestellte Kühleinrichtungen werden die Walzen 2,3 während des Gießvorgangs intensiv gekühlt, so daß die in den Gießspalt 4 eintretende Schmelze mit Abkühlgeschwindigkeiten von mehr als 200 K/s primär austenitisch erstarrt und den Gießspalt 4 als Dünnband D mit einer Dicke von 1 bis 5 mm verläßt. Das derart erzeugte Dünnband D durchläuft anschließend einen Ofen 5, in dem es auf eine Walzanfangstemperatur erwärmt wird.
  • Sowohl die Zweiwalzen-Gießeinrichtung mit den Walzen 2,3 als auch der Ofen 5 sind in einer Einhausung 6 untergebracht, in der eine Schutzgasatmosphäre enthalten ist. Durch das Gießen des Dünnbandes D und seine Wiedererwärmung im Ofen 5 unter Schutzgas wird die Entstehung von Zunder auf der Oberfläche des Dünnbandes D weitestgehend vermieden.
  • Das auf Walzanfangstemperatur erwärmte Dünnband D tritt in ein Walzwerk 7 ein, in welchem es auf ein Endmaß warmgewalzt wird. Aufgrund der hohen Walzanfangstemperatur sind dabei große Umformgrade möglich. Das aus dem im wesentlichen zunderfrei in das Walzwerk gelangende Dünnband D gewalzte Warmband W weist nach dem Warmwalzen eine besonders hochwertige Oberfläche auf.
  • Nach dem Warmwalzen im Walzwerk 7 wird das Warmband W in einem Durchlaufglühofen 8 geglüht und anschließend unter einer Kühleinrichtung 9 kontrolliert abgekühlt, um sein Gefüge gezielt zu verbessern. Das derart wärmebehandelte Warmband W wird schließlich zu einem Haspel 10 gewickelt.
  • In der voranstehend erläuterten Weise erzeugtes Stahlband weist gegenüber herkömmlich zusammengesetzten und erzeugten Stahlbändern aufgrund seines durch die schnelle Abkühlung zwischen den Walzen 2,3 der Zweiwalzen-Gießapparatur erzielten hohen Stickstoff-Gehaltes besonders hohe Festigkeit bei gleichzeitig guter Verformbarkeit und ebenso gutem Energieaufnahmevermögen auf.
  • In der nachfolgenden Tabelle sind die überlegenen Festigkeitswerte des in der Gießwalzanlage 1 erfindungsgemäß erzeugten Warmbands W den Festigkeitswerten von konventionell durch Strangguß erzeugten Mn-Austenit-Stählen gegenübergestellt.
    RP0,2 [MPa] Rm [MPa] A80 [%]
    Erfindung 550 - 650 850 - 900 35 - 45
    Konventionell 420 750 - 800 50
    • BEZUGSZEICHEN
    • 1
    Gießwalzanlage
    2,3
    Walzen
    4
    Gießspalt
    5
    Ofen
    6
    Einhausung
    7
    Walzwerk
    8
    Durchlaufglühofen
    9
    Kühleinrichtung
    10
    Haspel
    D
    Dünnband
    W
    Warmband
    S
    Schmelzenpool

Claims (11)

  1. Verfahren zum Herstellen eines überwiegend aus Mn-Austenit bestehenden Stahlbands (w) oder -blechs,
    - bei dem ein Stahl erschmolzen wird, welcher (in Gew.-%) die folgenden Legierungsbestandteile enthält: 15,00 - 24,00 % Cr, 5,00 - 12,00 % Mn, 0,10 - 0,60 % N, 0,01 - 0,2 % C, max. 0,07 % P, max. 0,05 % S, max. 0,5 % Nb, max. 0,5 % V, max. 3,0 % Ni, max. 5,0 % Mo, max, 2,0 % Cu
    sowie
    0,30 - 3,0 % Al und / oder 0,50 - 3,00 % Si, wobei die Summe der Gehalte an Al und Si 3,00 % nicht überschreitet,
    und als Rest Eisen und unvermeidbare
    Verunreinigungen,
    und
    - bei dem der Stahl in einem zwischen zwei rotierenden Walzen (2,3) oder Rollen gebildeten Gießspalt zu einem Dünnband (D) mit einer Dicke von max, 10 mm gegossen wird, wobei die Walzen (2,3) oder Rollen derart stark gekühlt werden, daß das Dünnband (D) im Gießspalt (4) mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 200 K/s abkühlt.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Dicke des Dünnbands (D) 1 bis 5 mm beträgt.
  3. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl 17,00 - 21,00 Gew.-% Cr enthält.
  4. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl 8,00 - 12,00 Gew.-% Mn enthält.
  5. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl 0,40 - 0,60 Gew.-% N enthält.
  6. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl zusätzlich Gehalte an Ni, Mo und / oder Cu enthält.
  7. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Gießen des Dünnbandes (D) unter einer Schutzgasatmosphäre erfolgt.
  8. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Dünnband (D) im Anschluß an das Gießen kontinuierlich zu einem Warmband (w) warmgewalzt wird.
  9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß das Dünnband (D) vor dem Warmwalzen auf eine Walzanfangstemperatur erwärmt wird.
  10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß die Erwärmung unter Schutzgas erfolgt.
  11. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß das Warmband (W) nach dem Warmwalzen einer Wärmebehandlung unterzogen wird.
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